JP2022068891A - ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法 Download PDF

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俊希 吉澤
Toshiki Yoshizawa
純一 濱田
Junichi Hamada
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Abstract

【課題】潤滑性、加工性、高温強度に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】母相に存在する粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％以上５０％以下であり、そのうち、長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１以上である硫化物の割合が５０％以上であるブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。硫化物が伸長することで潤滑作用が効果的に発揮され、潤滑性を確保しつつ、ホットスタンプ中の割れを抑制し、さらに高温強度の低下を抑制することができる。これにより、ディスクローターに適用可能な潤滑性、加工性、高温強度に優れたステンレス鋼板が得られる。【選択図】なし

Description

本発明は、潤滑性、加工性、高温強度に優れた、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法に関するものであり、安定した摩擦係数と薄肉軽量化が必要なディスクローターなどの使用に好適なステンレス鋼板に関するものである。
ブレーキシステムの一つとしてディスクブレーキが広く用いられている。これはタイヤと結合されたディスクローターと呼ばれる円盤状の構造物をブレーキパッドで押しはさむことで、摩擦によって運動エネルギーを熱エネルギーに変換し、自動車や二輪車の速度を低下させるものである。自動車ではディスクローターの材質には熱伝導率やコスト等から片状黒鉛鋳鉄（以下、鋳鉄と呼ぶ）が用いられている。
鋳鉄は耐食性を向上させる元素が添加されていないため耐食性に劣り、放置するとすぐに赤さびが発生する。従来この赤さびはディスクの位置が視線より低いこととホイールの形状からあまり目立たなかった。しかし、近年の燃費向上の要請によりホイール材質がアルミニウム化され、またスポークが細くなることで、ディスクのさびが無視できないようになり、その耐食性の改善が望まれてきている。
耐食性に優れる材料としてステンレス鋼があり、バイクなどの二輪車にはマルテンサイト系のＳＵＳ４１０系の材料が広く用いられている。これは二輪車のディスクローターがむき出しで人目につきやすく耐食性が重視されるためである。一方でステンレス鋼は熱伝導性が鋳鉄よりも劣る課題がある。二輪車においてはブレーキシステムがむき出しで、冷却性に優れているため通常の使用においてはステンレス鋼でも問題なく使用されている。ただし、二輪車においてもレース等の過酷な制動状況においてはディスクローターが過度に加熱され摩擦係数が安定しにくい課題がある。自動車の場合はタイヤを含むブレーキシステムがタイヤハウス内に収められているため、ディスクローターが冷却されにくく、熱伝導性が低いことが課題の一つになり、ステンレス鋼は適用されてこなかった。
ところが近年のＥＶ、ＦＣＶ、ＨＶ車などでは、走行時の運動エネルギーを電気エネルギーに変換し回収する「回生ブレーキ」の採用が急激に伸びている。この適用により、ディスクローターとパッドの摩擦で生じていた摩擦熱が低減するため、鋳鉄よりも熱伝導率が劣るステンレス鋼にも適用の可能性が広がっている。
自動車のディスクブレーキへのステンレス鋼の適用を妨げていたもう一つの課題は成形性である。二輪車のディスクローターはリング状の円盤形で、板状のステンレス鋼から打ち抜き加工して製造されるため大きな加工はない。一方、現状の自動車のディスクローターは、ハット形状と呼ばれる、円盤の中央を絞ったような形状であり、鋳造によって製造されている。このような形状のものを、ステンレス鋼板を素材として加工して成形するには深絞り加工が必要となる。ただし二輪車で用いられてきたステンレス鋼はマルテンサイト系ステンレス鋼であり、非常に硬度が高くその加工が困難であった。これを解決する一つの方法として、高温でプレス加工するホットスタンプが近年広まっている。これによりステンレス鋼も精度よくハット形状を成形することができてきた。
さらに近年の環境規制強化に伴い、自動車の燃費向上が強く望まれており、そのためにディスクローターの薄肉軽量化が必要となる。しかし鋳鉄は強度が低く、また鋳造で作製されるために薄肉化に限界がある。加えて自動車のブレーキ時の到達温度は最大で７００℃近傍に達するといわれている。また山道などのブレーキを多用する走行条件における到達温度は３００℃になる場合がある。鋳鉄は高温強度が低く、薄肉化した際に高温ではディスクローターとして必要な強度を確保できないため薄肉軽量化できないという課題があった。
こうした背景のなか、自動車における近年の美観や成形性、薄肉軽量化の要請に対応するためには、ディスクローターのステンレス鋼化が必要となる。また二輪車でもレース等の過酷な制動状況における摩擦係数の安定性の要請に対応する必要がある。しかしステンレス鋼は鋳鉄と異なり片状に分散した黒鉛による潤滑作用がなく、特定の条件で摩擦係数が過剰に高くなる課題があった。過剰な高摩擦係数化はディスクローターおよびブレーキパッドの異常な摩耗によるブレーキの効きの不安定化や短寿命化を招く。
ステンレス鋼製ディスクローターに関して特許文献１があるが、主として加工性や耐食性に着目しており、潤滑性には着目していない。また、特許文献２ではＣｕおよびＭｎＳ活用し、耐摩耗性を向上させた鉄基焼結合金が記載されているが、ステンレス鋼に関する発明ではなくステンレス鋼製ディスクローターに関する記載はない。
特許第６５３７６５９号公報 特開２００９－１５５６９６号公報
本発明は、潤滑性、加工性、高温強度に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板に関するものである。本発明の解決しようとする課題の対象となる部品は、制動系部品、特にディスクローターである。
ディスクローターは、ブレーキ時は常に摩擦されるため、安定した摩擦係数を発揮するためには潤滑性が要求される。自動車ブレーキの現行材である鋳鉄はパーライトおよび黒鉛からなる組織であり、黒鉛が固体潤滑材として作用するため安定したブレーキ性能を発揮することができる。しかしながらステンレス鋼ではＣを添加するとＣｒ炭化物が析出するため、Ｃを黒鉛として存在させることはできない。
また自動車のディスクローターはハット形状であるため、成形性が要求される。さらに到達温度は一般的な市街地走行では１００℃程度、山道の走行では３００℃程度、最大では７００℃近傍に達するため、薄肉化のためには中温域～高温域における強度が要求される。鋳鉄は鋳造によって成型されるため、ディスクローターを薄肉化すると湯流れが悪くなり、成型できない場合がある。また、強度が低いため薄肉化を行うとディスクローターとして十分な強度を確保できない問題があった。
本発明は優れた潤滑性、加工性、高温強度を有する、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法を提供するものである。
上記課題を解決するために、本発明者らはステンレス鋼板の介在物に着目して詳細に調査した。本発明が対象とする鋼板は製鋼段階にて介在物が晶出する。介在物はその形状および分散状態を適切に制御することで、部品として使用する際に介在物が固体潤滑材となり潤滑性を向上させる。しかし、介在物の形状が球状であるとホットスタンプ加工時使用時に割れが生じやすくなったり、高温強度が低下する可能性がある。そこで、熱延の圧下率を大きくすることで、ホットスタンプ時の割れを抑制し、部品として使用する際に潤滑性を確保しつつ、高温強度の低下を抑制できると考えた。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
Ｓ添加量を適切に制御し、かつ熱延時の圧下率を８５％以上にすることで、硫化物を伸長させる。硫化物が伸長することで潤滑作用が効果的に発揮され、潤滑性を確保しつつ、ホットスタンプ中の割れを抑制し、さらに高温強度の低下を抑制することができる。これにより、ディスクローターに適用可能な潤滑性、加工性、高温強度に優れたステンレス鋼板を提供することに成功した。
上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）母相に存在する粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％以上５０％以下であり、そのうち、長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１以上である硫化物の割合が５０％以上であるブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（２）質量％にて、
Ｃ：０．００１～０．５％、
Ｎ：０．００１～０．５％、
Ｓｉ：０．０１～５．０％、
Ｍｎ：０．０１～１２％、
Ｐ：０．００１～０．１％、
Ｓ：０．０００１～１．０％、
Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
Ｎｉ：０．０１～５．０％、
Ｃｕ：０．００１～３．０％、
Ｍｏ：０．００１～３．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物であり、マルテンサイト系であることを特徴とする（１）記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（３）質量％にて、
Ｃ：０．００１～０．５％、
Ｎ：０．００１～０．５％、
Ｓｉ：０．０１～５．０％、
Ｍｎ：０．０１～１２％、
Ｐ：０．００１～０．１％、
Ｓ：０．０００１～１．０％、
Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
Ｎｉ：０．０１～５．０％、
Ｃｕ：０．００１～３．０％、
Ｍｏ：０．００１～３．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物であり、フェライト系であることを特徴とする（１）記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（４）質量％にて、
Ｃ：０．００１～０．５％、
Ｎ：０．００１～０．５％、
Ｓｉ：０．０１～５．０％、
Ｍｎ：０．０１～１２％、
Ｐ：０．００１～０．１％、
Ｓ：０．０００１～１．０％、
Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
Ｎｉ：２．０～３５．０％、
Ｃｕ：０．００１～５．０％、
Ｍｏ：０．００１～５．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物であり、オーステナイト系であることを特徴とする（１）記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（５）質量％にて、
Ｃ：０．００１～０．５％、
Ｎ：０．００１～０．５％、
Ｓｉ：０．０１～５．０％、
Ｍｎ：０．０１～１２．０％、
Ｐ：０．００１～０．１％、
Ｓ：０．０００１～１．０％、
Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
Ｎｉ：０．０１～８．０％、
Ｃｕ：０．００１～５．０％、
Ｍｏ：０．００１～５．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物であり、２相系であることを特徴とする（１）記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（６）前記Ｆｅの一部に替え、質量％にてさらに、
Ｎｂ：０．０１～１．０％、
Ｔｉ：０．００１～１．０％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ａｌ：０．００１～４．０％、
Ｗ：０．００１～３．０％、
Ｖ：０．００１～１．０％、
Ｓｎ：０．０１～１．０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
Ｓｂ：０．００１～０．５％、
Ｚｒ：０．００１～１．０％、
Ｔａ：０．００１～１．０％、
Ｈｆ：０．００１～１．０％、
Ｃｏ：０．００１～１．０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２％、
ＲＥＭ：０．００１～０．５％、
Ｇａ：０．０００１～０．５％
の１種以上を含有することを特徴とする（２）～（５）のいずれか１つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（７）（１）～（６）のいずれか１つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板であって、１０５０℃まで加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときに、常温での、摺動速度３．９ｍ／ｓで、押付圧力を０．４→０．８→１．６→２．１→２．５ＭＰａと増加させ、摺動距離を各押付圧力において３．５ｋｍとしたピンオンディスク試験において、各押付圧力における平均摩擦係数を測定し、各押付圧力における平均摩擦係数の最大値と最小値の差が０．３以下となることを特徴とするブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（８）（１）～（７）のいずれか１つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板であって、１０５０℃まで加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときに、材料の７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上となることを特徴とするブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
（９）（１）～（８）のいずれか１つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を用いてなるブレーキディスクローター。
（１０）熱延時の圧下率を８５％以上にすることを特徴とする（１）～（８）のいずれか１つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法。
以上の説明から明らかなように、本発明によればステンレス鋼板の潤滑性、加工性、高温強度を向上させ、自動車や二輪車のディスクローターに適した材料を提供し、外観の向上や種々環境における安全な制動などに大きな効果が得られる。
ブレーキディスクローター用ステンレス鋼は特に限定されるものではないが、マルテンサイト系、フェライト系、オーステナイト系や２相系が挙げられる。それぞれのステンレス鋼の成分含有量を規定した根拠について以下に述べる。なお２相系にはフェライト－オーステナイト２相系およびフェライト－マルテンサイト２相系が含まれる。
ここでマルテンサイト系とは、鋼板においてマルテンサイト相が８０面積％以上を意味する。マルテンサイト系は熱延板ではマルテンサイト相、熱延焼鈍板ではフェライト相がその大半を占め、ホットスタンプによる焼入れ処理後、マルテンサイト相、又はマルテンサイト相＋フェライト相の組織となる。また、わずかにオーステナイト相が残留する場合もある。
フェライト系とは、鋼板においてフェライト相が８０面積％以上を意味する。残部には残留オーステナイト相、もしくはマルテンサイト相、析出物が含まれる。
オーステナイト系とは、鋼板においてオーステナイト相が８０面積％以上を意味する。残部にはフェライト相、もしくはマルテンサイト相、析出物が含まれる。
２相系とは、鋼板において当該２相系の２つの結晶相のうち一方が２０～８０面積％、残部はもう一方の結晶相および析出物や介在物が含まれる。
以下に本発明のステンレス鋼板の好ましい成分組成（質量％）について説明する。
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらす。その含有量は少ないほど良いため各ステンレス鋼において（Ａ）の含有量とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００３～０．１００％、
（Ｃ）＝０．００５～０．０８０％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００２～０．１００％、
（Ｃ）＝０．００３～０．０５０％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００８～０．２８０％、
（Ｃ）＝０．０１０～０．１５０％。
２相系では、
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００５～０．２８０％、
（Ｃ）＝０．０１０～０．１００％。
ＮはＣと同様、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらす。その含有量は少ないほど良いため各ステンレス鋼において（Ａ）の含有量とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００５～０．１％、
（Ｃ）＝０．０１～０．０５％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００３～０．１００％、
（Ｃ）＝０．００５～０．０５０％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．００５～０．２００％、
（Ｃ）＝０．０１０～０．０８０％。
２相系では、
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．１０～０．２５％、
（Ｃ）＝０．１５～０．２０％。
Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、耐酸化性および耐高温塩害性を改善する元素である。しかしながら、過度な添加は常温延性を低下させるため（Ａ）の含有量とした。但し、酸洗性や靭性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに製造性を考慮すると（Ｃ）の含有量が望ましい。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．０１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１３～３．０％、
（Ｃ）＝０．１５～１．０％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．０１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１３～３．０％、
（Ｃ）＝０．１５～１．０％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝０．０１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１３～４．０％、
（Ｃ）＝０．１５～３．５％。
２相系では、
（Ａ）＝０．０１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１３～４．０％、
（Ｃ）＝０．１５～３．５％。
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する。また、Ｓとの複合添加でＭｎＳを形成し、固体潤滑剤として作用する。しかし、過剰な添加により高温でＭｎ系酸化物を表層に形成し、スケール密着性不良や異常酸化が生じ易くなる。特に、ＭｏやＷと複合添加した場合は、Ｍｎ量に対して異常酸化が生じやすくなる傾向にあるため（Ａ）の含有量とした。さらに、鋼板製造における酸洗性や常温延性を考慮すると、（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．０１～１２．０％、
（Ｂ）＝０．３０～３．０％、
（Ｃ）＝０．５０～１．５％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．０１～１２．０％、
（Ｂ）＝０．３０～３．０％、
（Ｃ）＝０．５０～１．５％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝０．０１～１２．０％、
（Ｂ）＝０．２０～５．０％、
（Ｃ）＝０．３０～３．５％。
２相系では、
（Ａ）＝０．０１～１２．０％、
（Ｂ）＝０．２０～５．０％、
（Ｃ）＝０．３０～３．５％。
Ｐは、製鋼精錬時に主として原料から混入してくる不純物であり、含有量が高くなると、靭性や溶接性が低下する。このため、極力低減することが望ましいが、０．００１％未満にするためには、低Ｐ原料の使用によるコストアップが生じるため、本発明では０．００１％以上とする。一方、０．１％超の含有により著しく硬質化する他、耐食性、靭性および酸洗性が劣化するため、０．１％を上限とする。原料コストを考慮すると０．００８～０．０８％が望ましく、さらに望ましくは０．０１～０．０５％とする。マルテンサイト系、フェライト系、オーステナイト系、２相系の各鋼における成分含有量は同一とする。
Ｓは、耐食性や耐酸化性を劣化させる元素であるが、ＴｉやＣと結合して加工性を向上させるだけではなく、ＣｒやＭｎなどと結合することで硫化物を形成し潤滑性を発揮する非常に重要な元素である。その効果は０．０００１％から発現するため、下限を０．０００１％とした。一方、過度な添加によりＴｉやＣと結合して固溶Ｔｉ量を低減させるとともに析出物の粗大化をもたらし、高温強度が低下するため、上限を１．０％とした。さらに、精錬コストや高温酸化特性を考慮すると０．０００５～０．８％が望ましい。より望ましくは０．０１～０．６％とする。さらに望ましくは０．０３～０．５％とする。マルテンサイト系、フェライト系、オーステナイト系、２相系の各鋼における成分含有量は同一とする。
Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。含有量が少ない場合、特に耐酸化性が確保できず、過剰な添加によって加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、（Ａ）の含有量とした。さらに、製造性やスケール剥離性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝１０．０～３５．０％、
（Ｂ）＝１０．５～１５．０％、
（Ｃ）＝１１．０～１３．０％。
フェライト系では、
（Ａ）＝１０．０～３５．０％、
（Ｂ）＝１０．５～２５．０％、
（Ｃ）＝１１．０～１８．０％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝１０．０～３５．０％、
（Ｂ）＝１６．０～２５．０％、
（Ｃ）＝１７．０～２２．０％。
２相系では、
（Ａ）＝１０．０～３５．０％、
（Ｂ）＝１９．０～２５．０％、
（Ｃ）＝２０．０～２３．０％。
Ｎｉは耐酸性や靭性、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加するが、過剰な添加はコスト高になるため、（Ａ）の含有量とした。製造性を考慮すると、（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．０１～５．０％、
（Ｂ）＝０．０３～２．０％、
（Ｃ）＝０．０５～１．０％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．０１～５．０％、
（Ｂ）＝０．０３～２．０％、
（Ｃ）＝０．０５～１．０％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝２．０～３５．０％、
（Ｂ）＝３．０～２０．０％、
（Ｃ）＝５．０～１５．０％。
２相系では、
（Ａ）＝０．０１～８．０％、
（Ｂ）＝０．５～５．０％、
（Ｃ）＝１．０～３．０％。
Ｃｕは耐食性向上に有効な元素である。ε－Ｃｕ析出による析出強化によって高温強度を向上させるが、過度な添加は熱間加工性を低下させるため（Ａ）の含有量とした。さらに、熱疲労特性、製造性および溶接性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．００１～３．０％、
（Ｂ）＝０．０３～２．０％、
（Ｃ）＝０．０５～１．６％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．００１～３．０％、
（Ｂ）＝０．０３～２．０％、
（Ｃ）＝０．０５～１．６％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝０．００１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１～２．０％、
（Ｃ）＝０．５～１．５％。
２相系では、
（Ａ）＝０．００１～５．０％、
（Ｂ）＝０．０５～２．０％、
（Ｃ）＝０．１～１．５％。
Ｍｏは、高温における固溶強化に有効な元素であるとともに、耐食性および耐高温塩害性を向上させるため、添加する。過剰な添加は常温延性と耐酸化性が著しく劣化するため、（Ａ）の含有量とした。さらに、熱疲労特性や製造性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
マルテンサイト系では
（Ａ）＝０．００１～３．０％、
（Ｂ）＝０．０３～１．５％、
（Ｃ）＝０．０５～０．９％。
フェライト系では、
（Ａ）＝０．００１～３．０％、
（Ｂ）＝０．０３～１．５％、
（Ｃ）＝０．０５～０．９％。
オーステナイト系では、
（Ａ）＝０．００１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１～４．０％、
（Ｃ）＝０．２～２．０％。
２相系では、
（Ａ）＝０．００１～５．０％、
（Ｂ）＝０．１～４．０％、
（Ｃ）＝０．２～２．０％。
本発明は、残部がＦｅおよび不純物である。さらに必要に応じて、前記Ｆｅの一部に替え、以下の成分を含有することとしても良い。マルテンサイト系、フェライト系、オーステナイト系、２相系の各鋼における成分含有量は同一とする。
Ｎｂは、固溶強化および微細析出物の析出強化による高温強度向上に有効な元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性やｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。これらの効果は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。一方、１．０％超の添加は著しく硬質化する他、製造性も劣化させるため、上限を１．０％とした。また、原料コストや靭性を考慮すると、０．０１～０．６％が望ましい。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。また、Ｎｂ、Ｍｏとの複合添加において、適量添加することにより熱延焼鈍時のＮｂ、Ｍｏの固溶量増加、高温強度の向上をもたらし、熱疲労特性を向上させる。その効果は０．００１％以上から発現するため、下限を０．００１％とした。一方、１．０％超の添加により、固溶Ｔｉ量が増加して常温延性が低下する他、粗大なＴｉ系析出物を形成し、穴拡げ加工時の割れの起点になり、プレス加工性を劣化させる。また、耐酸化性も劣化するため、Ｔｉ添加量は１．０％以下とした。更に、表面疵の発生や靭性を考慮すると０．０５～０．２％が望ましい。
Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性や高温強度、熱疲労特性を向上させる元素である。ＢはＬａｖｅｓ相などの微細析出をもたらし、これらの析出強化の長期安定性を発現させ、強度低下の抑制や熱疲労寿命の向上に寄与する。この効果は０．０００１％以上で発現する。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、粒界腐食性と耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．０１００％以下とした。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、０．０００１～０．００１０％が望ましい。さらに望ましくは０．０００１～０．０００５％とする。
Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。また、固溶強化元素として高温強度向上に有用である。その作用は０．００１％から安定して発現する。一方、過度の添加は硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性が著しく低下するため、上限を４．０％とした。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．０１～２．２％が望ましい。
ＷもＭｏ同様、高温における固溶強化として有効な元素であるとともに、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｗ）を生成して析出強化の作用をもたらす。特に、ＮｂやＭｏと複合添加した場合、Ｆｅ２（Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）のＬａｖｅｓ相が析出するが、Ｗを添加するとこのＬａｖｅｓ相の粗大化が抑制されて析出強化能が向上する。これは０．００１％以上の添加で作用する。一方、３．０％超の添加ではコスト高になるとともに、常温延性が低下するため、上限を３．０％とした。更に、製造性、低温靭性および耐酸化性を考慮すると、Ｗ添加量は０．００１～１．５％が望ましい。
Ｖは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加される。この効果は０．００１％以上の添加で安定して発現する。一方、１．０％超添加すると析出物が粗大化して高温強度が低下する他、耐酸化性が劣化するため、上限を１．０％とした。更に、製造コストや製造性を考慮すると、０．０８～０．５％が望ましい。
Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であり、中温域の高温強度を向上させるため、必要に応じて添加する。これらの効果は０．０１％以上で発現する。一方、１．０％超添加すると製造性および靭性が著しく低下するため、１．０％以下とした。更に、耐酸化性や製造コストを考慮すると、０．０１～０．１％が望ましい。
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。この作用は０．０００１％以上で発現し、靭性向上に寄与する。但し、過度な添加は、溶接性、耐食性および表面品質の劣化につながるため、上限を０．０１％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３～０．００１０％が望ましい。
Ｓｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００１％以上添加する。０．５％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れや延性低下が過度に生じる場合があるため上限を０．５％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．３％が望ましい。
Ｚｒは、ＴｉやＮｂ同様に炭窒化物形成元素であり、耐食性、深絞り性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。これらの効果は０．００１％以上で発現する。一方、１．０％超の添加により製造性の劣化が著しいため、１．０％以下とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．００１～０．２％が望ましい。
ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じて０．００１％以上添加する。但し、１．０％超の添加によりコスト増になる他、製造性を著しく劣化させるため、上限を１．０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．０８％が望ましい。
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００１％以上添加する．１．０％超の添加により靭性劣化につながるため、上限を１．０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．１％が望ましい。
Ｃａは、脱硫のために添加される場合があり、この効果は０．０００１％以上で発現する。しかしながら、０．０２％超の添加により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、上限を０．０２％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００３～０．００２０％が望ましい。
ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性の向上の観点から必要に応じて添加される場合があり、この効果は０．００１％以上で発現する。しかしながら、０．５％超の添加により鋳造性が著しく悪くなる他、延性の低下をもたらすことから上限を０．５％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．００１～０．０５％が望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．５％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００１％とすると好ましい。さらに、製造性やコストの観点ならびに、延性や靭性の観点から０．００２０％以下が好ましい。
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１～０．１％添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
本発明では使用中において潤滑性の観点から、硫化物が展伸して多量に存在することが重要であり、そのためにはＳ添加量を適切に制御し、かつ熱延の圧下率を８５％以上にする必要がある。製品板において潤滑性の観点から硫化物が特定の大きさ、アスペクト比、面積率で存在する必要があることを知見した。
なお硫化物とはＣｒＳやＭｎＳなどの介在物であり、本発明では介在物中のＳ量が２０質量％以上の介在物とする。硫化物の判別方法としては、透過型電子顕微鏡（機種として例えば、日本電子製の２００ｋＶ電界放出型透過電子顕微鏡ＪＥＭ２１００Ｆ）観察および付属のＥＤＳ装置（機種として例えば、日本電子製の２００ｋＶ電界放出型透過電子顕微鏡ＪＥＭ２１００Ｆ）での分析を用いて判別する事ができる。サンプルは両面ジェット電解研磨法にてｔ／４を観察できるように採取し、５万倍で任意の１０箇所を観察して分析した。この倍率で、硫化物の状態をほぼ均一に観察することが可能である。また、同観察箇所において、ＥＤＳ装置にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓを定量化し、その内のＳ量が２０質量％以上の場合に硫化物とした。
具体的には、熱延板焼鈍後において、粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％以上５０％以下であり、そのうち、長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１以上である硫化物の割合が５０％以上で存在することと規定する。なお、ホットスタンプ前における析出状態はホットスタンプ後の析出状態と同じである。粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％以上５０％以下であり、そのうち、長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１以上である硫化物の割合が５０％以上で存在することによって、十分な潤滑性と強度を得られる。長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１未満になるとＭｎＳおよびＭｎＳ周囲への局所的な歪の蓄積が生じやすくなりホットスタンプ時の割れの起点となりやすい。粒径が１００μｍを超えると製造時、使用時における割れの起点となりやすい。粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％未満であると存在量が少ないために潤滑性が得られない。５０％超であると過度に存在するＭｎＳが製造時に割れの起点となる。
上記よりＭｎＳは、円相当径で粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％以上５０％以下であり、そのうち、長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１以上である硫化物の割合が５０％以上で存在することと規定する。
硫化物の粒径は０．５μｍ以上９５μｍ以下が望ましい。さらに望ましくは１μｍ以上９０μｍ以下である。
硫化物の面積率は５％以上４５％以下が望ましい。さらに望ましくは１０％以上４０％以下である。
アスペクト比１．１以上である硫化物の割合は６０％以上が望ましい。さらに望ましくは７０％以上である。
なお硫化物の粒径、アスペクト比および面積率は、熱延板焼鈍材について光学顕微鏡を用いて、ｔ／４部を観察し測定した。撮影倍率は５００倍、撮影視野数は５視野とした。これらの箇所を観察した後に析出物のみに色をつけ画像処理した後にＮＩＨ社製の画像解析ソフト『ＩｍａｇｅＪ』を用いて各粒子の粒径を円相当径で算出し、５視野の平均粒径、平均アスペクト比および平均面積率を算出した。
これにより、ディスクローターに適用可能なステンレス鋼板を提供することに成功した。
次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、製鋼－熱間圧延－焼鈍－酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。熱間圧延は複数スタンドから成る熱間圧延機で１ｍｍ以上２０ｍｍ以下の板厚に圧延された後に巻き取られる。熱間圧延の圧下率は８５％以上とする。望ましくは８８％、さらに望ましくは９０％以上である。巻き取られた熱延コイルは焼鈍炉を用いて所定の温度で焼鈍されたのち酸洗される。酸洗方法については、既存の酸洗方法を適用すれば良い。なお熱延工程の後の焼鈍は省略しても良い。
表１－１～表１－４、表２に示す成分組成の鋼を溶製してインゴットに鋳造し、インゴットを熱間圧延して６ｍｍ厚の熱延板とした。得られた熱延板を８５０℃で４時間保持し室温まで冷却し熱延板焼鈍板とした。表１－１～表１－４、表２の「相」の記載において、α’、α、γ、２相は、それぞれ「マルテンサイト系」「フェライト系」「オーステナイト系」「２相系」を意味している。表１－１～表１－４のＮｏ．Ａ１～Ａ８４は本発明鋼、表２のＮｏ．Ｂ１～Ｂ４４は比較鋼である。本発明から外れる数値に下線を付している。
熱延焼鈍板には１０５０℃まで加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施した。疑似熱処理後、鋼板に酸洗を施した。
疑似熱処理材からφ１７５ｍｍ×３ｍｍｔの円盤状試験片を作製し、常温において摺動速度３．９ｍ／ｓで、押付圧力を０．４→０．８→１．６→２．１→２．５ＭＰａと段階的に増加させるピンオンディスク試験を行い、各押付圧力における平均摩擦係数を測定した。なお摺動距離は各押付圧力において３．５ｋｍ、合計１７．５ｋｍとした。ここで各押付圧力における平均摩擦係数の最大値と最小値の差が０．３以下であれば、一般的なディスクローターへの適用が可能と考えられるため、平均摩擦係数の最大値と最小値の差が０．３以下であるものを合格（表３－１、表３－２、表４中で〇印を記載）とした。
使用時の強度を評価するため疑似熱処理材から圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、７００℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上であれば、一般的なディスクローターへの適用および薄肉化が可能なため、７００℃における０．２％耐力を５０ＭＰａ以上有するものを合格（表３－１、表３－２、表４中で〇印を記載）とした。
熱延板靭性を評価するため熱延板（熱延焼鈍前）からシャルピー試験片（Ｃ方向ノッチ）を作製し常温にてシャルピー衝撃試験を行った。３回の試験の平均衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以上であれば安定して熱延板を製造可能なため、平均衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以上有するものを合格（表３－１、表３－２、表４中で〇印を記載）とした。
ホットスタンプ前の熱延焼鈍板について、高温におけるプレス成形性を評価するため、熱延焼鈍板から圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、１０５０℃で引張試験を実施し、破断伸びを測定した（ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、１０５０℃における破断伸びが５０％以上であればハット形状に加工可能なため、１０５０℃における破断伸びを５０％以上有するものを合格（表３－１、表３－２、表４中で〇印を記載）とした。
Figure 2022068891000001
Figure 2022068891000002
Figure 2022068891000003
Figure 2022068891000004
Figure 2022068891000005
Figure 2022068891000006
Figure 2022068891000007
Figure 2022068891000008
表３－１～表３－２、表４から明らかなように、模擬熱処理後の摩擦係数の安定性と７００℃における０．２％耐力は、本発明例が比較例に比べて優れている。上記疑似熱処理後の摩擦係数の安定性、７００℃における０．２％耐力のいずれか一方でも不合格である場合、及び熱延板靱性、プレス成形性が不良の場合は、ディスクローターとしての適用が不適と判断した。これより、本発明で規定される鋼は、潤滑性と高温強度と成形性に優れていることがわかる。
比較例Ｂ１、Ｂ２、Ｂ１１、Ｂ１２、Ｂ２１、Ｂ２２、Ｂ３１、Ｂ３２は、それぞれＣ、Ｎ濃度が上限を外れ、粗大な炭窒化物が多量に析出したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によってプレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ３、Ｂ１３、Ｂ２３、Ｂ３３はＳｉ濃度が上限を外れ、粗大な炭窒化物が多量に析出したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によってプレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ４、Ｂ１４、Ｂ２４、Ｂ３４はＭｎ濃度が下限を外れ、十分な硫化物が形成されず、摩擦係数の安定性が不足した。
比較例Ｂ５、Ｂ１５、Ｂ２５、Ｂ３５はＰ濃度が上限を外れ、粗大なリン化物が多量に析出したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によって熱延板靭性、プレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ６、Ｂ１６、Ｂ２６、Ｂ３６は、Ｓ濃度が上限を外れ、固溶Ｔｉ量が低減するとともに析出物が粗大化したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によってプレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ７、Ｂ１７、Ｂ２７、Ｂ３７は、Ｃｒ濃度が上限を外れ、粗大な炭窒化物が多量に析出したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によって熱延板靭性、プレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ８、Ｂ１８、Ｂ２８、Ｂ３８は、Ｎｉ濃度が下限を外れ、固溶Ｎｉが低減したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によって熱延板靭性が不良であった。
比較例Ｂ９、Ｂ１９、Ｂ２９、Ｂ３９は、Ｃｕ濃度下限を外れ、Ｃｕ析出が十分生じず、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によって熱延板靭性、プレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ１０、Ｂ２０、Ｂ３０、Ｂ４０は、Ｍｏ濃度下限を外れ、固溶Ｍｏが減少したため７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によってプレス成形性が不良であった。
比較例Ｂ４１、Ｂ４２、Ｂ４３、Ｂ４４は熱延圧下率が下限を外れ、硫化物が十分に展伸せず、摩擦係数の安定性が不足した。

Claims (10)

  1. 母相に存在する粒径０．１μｍ以上１００μｍ以下の硫化物の面積率が１％以上５０％以下であり、そのうち、長手方向の長さとそれに直交する長さのアスペクト比が１．１以上である硫化物の割合が５０％以上であるブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  2. 質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．５％、
    Ｎ：０．００１～０．５％、
    Ｓｉ：０．０１～５．０％、
    Ｍｎ：０．０１～１２％、
    Ｐ：０．００１～０．１％、
    Ｓ：０．０００１～１．０％、
    Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
    Ｎｉ：０．０１～５．０％、
    Ｃｕ：０．００１～３．０％、
    Ｍｏ：０．００１～３．０％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物であり、マルテンサイト系であることを特徴とする請求項１記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  3. 質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．５％、
    Ｎ：０．００１～０．５％、
    Ｓｉ：０．０１～５．０％、
    Ｍｎ：０．０１～１２％、
    Ｐ：０．００１～０．１％、
    Ｓ：０．０００１～１．０％、
    Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
    Ｎｉ：０．０１～５．０％、
    Ｃｕ：０．００１～３．０％、
    Ｍｏ：０．００１～３．０％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物であり、フェライト系であることを特徴とする請求項１記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  4. 質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．５％、
    Ｎ：０．００１～０．５％、
    Ｓｉ：０．０１～５．０％、
    Ｍｎ：０．０１～１２％、
    Ｐ：０．００１～０．１％、
    Ｓ：０．０００１～１．０％、
    Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
    Ｎｉ：２．０～３５．０％、
    Ｃｕ：０．００１～５．０％、
    Ｍｏ：０．００１～５．０％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物であり、オーステナイト系であることを特徴とする請求項１記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  5. 質量％にて、
    Ｃ：０．００１～０．５％、
    Ｎ：０．００１～０．５％、
    Ｓｉ：０．０１～５．０％、
    Ｍｎ：０．０１～１２．０％、
    Ｐ：０．００１～０．１％、
    Ｓ：０．０００１～１．０％、
    Ｃｒ：１０．０～３５．０％、
    Ｎｉ：０．０１～８．０％、
    Ｃｕ：０．００１～５．０％、
    Ｍｏ：０．００１～５．０％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物であり、２相系であることを特徴とする請求項１記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  6. 質量％にてさらに、
    Ｎｂ：０．０１～１．０％、
    Ｔｉ：０．００１～１．０％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    Ａｌ：０．００１～４．０％、
    Ｗ：０．００１～３．０％、
    Ｖ：０．００１～１．０％、
    Ｓｎ：０．０１～１．０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
    Ｓｂ：０．００１～０．５％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０％、
    Ｔａ：０．００１～１．０％、
    Ｈｆ：０．００１～１．０％、
    Ｃｏ：０．００１～１．０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０２％、
    ＲＥＭ：０．００１～０．５％、
    Ｇａ：０．０００１～０．５％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項２～請求項５のいずれか１項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  7. 請求項１～請求項６のいずれか１項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板であって、１０５０℃まで加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときに、常温での、摺動速度３．９ｍ／ｓで、押付圧力を０．４→０．８→１．６→２．１→２．５ＭＰａと増加させ、摺動距離を各押付圧力において３．５ｋｍとしたピンオンディスク試験において、各押付圧力における平均摩擦係数を測定し、各押付圧力における平均摩擦係数の最大値と最小値の差が０．３以下となることを特徴とするブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  8. 請求項１～請求項６のいずれか１項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板であって、１０５０℃まで加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときに、材料の７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上となることを特徴とするブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  9. 請求項１～請求項８のいずれか１項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を用いてなるブレーキディスクローター。
  10. 熱延時の圧下率を８５％以上にすることを特徴とする請求項１～請求項８のいずれか１項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法。
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